JP7119475B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、方向性電磁鋼板の製造方法に関する。

方向性電磁鋼板（「一方向性電磁鋼板」ともいう。）は、｛１１０｝＜００１＞方位（以下、「Ｇｏｓｓ方位」ともいう。）に高配向集積した結晶粒により構成された、Ｓｉを７質量％以下含有する鋼板である。方向性電磁鋼板は、主に、変圧器の鉄芯材料として用いられる。方向性電磁鋼板を変圧器の鉄芯材料として用いる場合（すなわち、方向性電磁鋼板を鉄心として積層した場合）、層間（積層する鋼板間）の絶縁性を確保することが必須である。従って、絶縁性確保の観点で、方向性電磁鋼板の表面には、一次被膜（グラス被膜）と、二次被膜（張力付与絶縁被膜）と、を形成させる必要がある。

一般的な、方向性電磁鋼板の製造方法、及び、グラス被膜と張力付与絶縁被膜の形成方法は、以下の通りである。まず、ケイ素（Ｓｉ）を７質量％以下含有する鋼片を熱延した後、１回もしくは中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延により、鋼板を所定の冷延後の板厚に仕上げる。その後、湿潤水素雰囲気中の焼鈍（脱炭焼鈍）により、脱炭及び一次再結晶処理を施して、脱炭焼鈍板とする。かかる脱炭焼鈍において、鋼板表面では、酸化膜（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４及びＳｉＯ_２）が形成される。続いて、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を、脱炭焼鈍板に対して塗布・乾燥させた上で、仕上げ焼鈍を行う。かかる仕上げ焼鈍により、二次再結晶が起こり、鋼板の結晶粒組織が｛１１０｝＜００１＞方位に集積する。同時に、鋼板表面においては、焼鈍分離剤中のＭｇＯと脱炭焼鈍時に鋼板表面に形成される酸化膜（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４及びＳｉＯ_２）とが反応して、グラス被膜が形成される。仕上焼鈍板の表面（すなわち、グラス被膜の表面）に対して、リン酸塩を主体とする塗布液を塗布して焼付けることで、張力付与絶縁被膜が形成される。

グラス被膜は、絶縁性確保において重要な存在であるが、その密着性は、鋼板の構成元素及び鋼板板厚の影響を大きく受けてしまう。とりわけ、方向性電磁鋼板の板厚が薄くなる場合には、磁気特性の一つである鉄損は改善する一方で、グラス被膜の密着性が確保し難くなってしまう。このため、方向性電磁鋼板の製造課題の一つに、グラス被膜密着性の向上とその安定制御が挙げられる。グラス被膜は、脱炭焼鈍で生成される酸化膜に起因することから、従来、脱炭焼鈍の条件制御によるグラス被膜の改善技術が、各種開発されてきた。

例えば、以下の特許文献１では、冷間圧延された方向性電磁鋼板に対し、脱炭焼鈍を行う前に、その表面層を酸洗して表面付着物と地鉄表層部とを除去し、脱炭反応及び酸化物の形成反応をむらなく進行させて、密着性の優れたグラス被膜を形成する技術が開示されている。

また、以下の特許文献２～特許文献４では、脱炭焼鈍において微細な凹凸を鋼板表面に付与することで、グラス被膜を鋼板深部に到達させて、被膜密着性を改善する技術が開示されている。

さらに、以下の特許文献５～特許文献８に開示されているように、脱炭焼鈍雰囲気の酸素ポテンシャルを制御することでグラス被膜密着性を改善する技術が開発されてきた。これら技術は、脱炭焼鈍板の酸化を進め、グラス被膜の生成を促進させる技術である。

更に技術開発は進み、以下の特許文献９～特許文献１１では、脱炭焼鈍の昇温工程に着目し、昇温中の雰囲気のみならず昇温速度制御により、グラス被膜密着性と磁性とを改善する技術が開示されている。また、以下の特許文献１２～特許文献１３では、脱炭焼鈍の昇温速度制御に先立ち、低温保持工程を含める技術が開示されている。

特開昭５０－７１５２６号公報 特開昭６２－１３３０２１号公報 特開昭６３－７３３３号公報 特開昭６３－３１０９１７号公報 特開平２－２４０２１６号公報 特開平２－２５９０１７号公報 特開平６－３３１４２号公報 特開平１０－２１２５２６号公報 特開平１１－６１３５６号公報 特開２０００－２０４４５０号公報 特開２００３－２７１９４号公報 国際公開第２０１４／０１７５９０号 国際公開第２０１４／０１７５９１号

しかしながら、上記特許文献１～特許文献４に開示されている方法は、何れもプロセスにおいて更なる工程を増やすことを必要とするため、操業負荷が大きいものであり、更なる工夫が望まれている。

また、上記特許文献５～特許文献８に開示されている技術を採用した場合、これら技術によりグラス被膜密着性は向上するものの、二次再結晶が不安定化して、磁気特性（磁性）は劣化してしまうという問題がある。

更に、上記特許文献９～特許文献１３に開示されている技術を採用した場合、これら技術により磁性は改善するものの、被膜改善については、未だ不十分であることが明らかとなった。とりわけ、冷延後の板厚が０．２２ｍｍに満たない方向性電磁鋼板（以下、「薄手材」ともいう。）のグラス被膜密着性は十分でなく、被膜密着性の改善技術は、現在でも途上であると考えられる。また、グラス被膜密着性は、製品板厚が薄くなるほど不安定となるため、更なるグラス被膜密着性の改善技術が希求されている。

そこで、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、方向性電磁鋼板の表面に、被膜密着性に優れたグラス被膜を磁気特性を損なうことなく形成することの可能な方向性電磁鋼板の製造方法を提供することにある。

本発明者らは、上記課題を解決するため、鋭意検討した結果、脱炭焼鈍に際して、方向性電磁鋼板の表面に特定のＭｎ系酸化物が存在することで、グラス被膜密着性が飛躍的に向上すること、及び、かかるＭｎ系酸化物は、脱炭焼鈍工程の昇温条件を制御することにより好適に生成させることが可能であることを見出した。
本発明は、上記知見に基づき完成されたものであり、その要旨は以下のとおりである。

［１］質量％で、Ｃ：０．０１０～０．２０％、Ｓｉ：２．５～４．０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０～０．０７％、Ｍｎ：０．０１０～０．５０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５～０．０８０％、Ｓｅ：０～０．０８０％、Ｓｂ：０～０．５０％、Ｂｉ：０～０．０２％、Ｓｎ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～１．０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼片を加熱した後に熱間圧延し、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱延鋼板を焼鈍して、熱延焼鈍鋼板を得る熱延板焼鈍工程と、前記熱延焼鈍鋼板に対し、一回の冷間圧延、又は、中間焼鈍をはさむ複数の冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、前記冷延鋼板に対して脱炭焼鈍を施して、脱炭焼鈍鋼板を得る脱炭焼鈍工程と、前記脱炭焼鈍鋼板に対して焼鈍分離剤を塗布した後に、仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程と、仕上げ焼鈍後の鋼板表面に絶縁被膜を形成する絶縁被膜形成工程と、を含み、前記脱炭焼鈍工程は、前記冷延鋼板を、室温から下記式（１）を満足する温度Ｔ１（℃）まで、下記式（２）を満足する昇温速度Ｈ１（℃／秒）で昇温する第一昇温工程と、前記温度Ｔ１（℃）に到達した前記冷延鋼板を、一旦、下記式（３）を満足する温度Ｔ２（℃）まで、下記式（４）を満足する冷却速度Ｃ１（℃／秒）で冷却する途中冷却工程と、前記冷延鋼板を、前記温度Ｔ２（℃）から昇温する第二昇温工程と、昇温後の前記冷延鋼板を焼鈍する均熱工程と、を有しており、前記第二昇温工程において、５００℃から６００℃までの温度域における昇温速度Ｓ１（℃／秒）が、下記式（５）を満足し、かつ、６００℃から７００℃までの温度域における昇温速度Ｓ２（℃／秒）が、下記式（６）を満足する、方向性電磁鋼板の製造方法。
２００ ≦ Ｔ１ ≦ ５００ ・・・式（１）
１００ ≦ Ｈ１ ≦ ８００ ・・・式（２）
Ｔ１－１００ ≦ Ｔ２ ≦ Ｔ１－１０ ・・・式（３）
－４０ ≦ Ｃ１ ＜ ０ ・・・式（４）
３００ ≦ Ｓ１ ≦ ９００ ・・・式（５）
１０００ ≦ Ｓ２ ≦ ３０００ ・・・式（６）
［２］前記脱炭焼鈍工程での前記第二昇温工程において、前記５００℃から６００℃までの温度域における酸素ポテンシャルＰ１が、下記式（７）を満足する、［１］に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
０．００００１ ≦ Ｐ１ ≦ ０．５ ・・・式（７）
［３］前記脱炭焼鈍工程での前記均熱工程は、０．１以上１．０以下の酸素ポテンシャルＰ２の雰囲気中、７００℃以上９００℃以下の温度Ｔ３（℃）で１０秒以上１０００秒以下保持する第一均熱工程と、当該第一均熱工程に続いて実施され、下記式（８）を満足する酸素ポテンシャルＰ３の雰囲気中、下記式（９）を満足する温度Ｔ４（℃）で、５秒以上５００秒以下保持する第二均熱工程と、を含む、［１］又は［２］に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
Ｐ３ ＜ Ｐ２ ・・・式（８）
Ｔ３＋５０ ≦ Ｔ４ ≦ １０００ ・・・式（９）
［４］前記方向性電磁鋼板の板厚は、０．１７ｍｍ以上０．２２ｍｍ未満である、［１］～［３］の何れか１つに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
［５］前記鋼片は、Ｂｉを、０．００１～０．０２０質量％含有する、［１］～［４］の何れか１つに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
［６］前記鋼片は、０．００５～０．５００質量％のＳｎ、及び、０．０１～１．００質量％のＣｕの少なくとも何れかを含有する、［１］～［５］の何れか１つに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。

以上説明したように本発明によれば、より優れたグラス被膜密着性を有する方向性電磁鋼板を、磁気特性を損なうことなく製造することが可能となる。

本発明の実施形態に係る方向性電磁鋼板の構造を模式的に示した説明図である。 同実施形態に係る方向性電磁鋼板の構造を模式的に示した説明図である。 同実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法の流れの一例を示した流れ図である。 同実施形態に係る脱炭焼鈍工程の流れの一例を示した流れ図である。 同実施形態に係る脱炭焼鈍工程の熱処理パターンの一例を示した説明図である。 同実施形態に係る脱炭焼鈍工程の熱処理パターンの一例を示した説明図である。

以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。なお、本明細書及び図面において、実質的に同一の機能構成を有する構成要素については、同一の符号を付することにより重複説明を省略する。

（本発明に至る経緯について）
以下では、まず、本発明の実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法について説明するに先立ち、本発明者らが鋭意検討することで得られた知見と、かかる知見に基づく本発明に至る経緯について、簡単に説明する。

本発明者らは、グラス被膜と方向性電磁鋼板（母材鋼板）との密着性を確保すべく、グラス被膜の形態に着目した。そもそも、グラス被膜と母材鋼板との密着性は、グラス被膜の形態に大きく依存する。すなわち、グラス被膜が地鉄に食い込む構造（以下、「嵌入構造」という。）を有する場合、グラス被膜密着性は、良好となる。

しかしながら、グラス被膜の被膜密着性確保は難しく、とりわけ板厚が薄くなるほど、グラス被膜密着性は確保し難くなっていく。かかる現象の原因は、完全に明らかではないものの、本発明者らは、薄手材においては、脱炭焼鈍における酸化膜の形成挙動が特異である可能性を考えている。

本発明者らは、上記のような問題に対し、特定のＭｎ系酸化物（すなわち、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４）を用いてグラス被膜を生成促進させ、グラス被膜密着性を確保する技術を着想し、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４の析出制御として、脱炭焼鈍工程に注目し、鋭意検討を重ねた。その結果、脱炭焼鈍工程の昇温条件を適切に制御することで、より優れたグラス被膜密着性を発現する製造条件を見出すことができた。

本発明者らは、グラス被膜密着性が良好な方向性電磁鋼板を、Ｘ線回折（Ｘ‐Ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＸＲＤ）分析により観察した結果、ＭｎＳがグラス被膜内部に析出している可能性が明らかとなった。グラス被膜の生成及びＭｎＳ析出の機構について、本発明者らが更なる検討を行った結果、以下のような機構が明らかとなった。

第一に、脱炭焼鈍の昇温工程制御により、Ｍｎ系の酸化物（Ｍｎ_２ＳｉＯ_４）が方向性電磁鋼板の表層に生成される。

第二に、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４が生成した方向性電磁鋼板に対して仕上げ焼鈍を施すと、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４→（Ｍｇ，Ｍｎ）_２ＳｉＯ_４→Ｍｇ_２ＳｉＯ_４の順でグラス被膜が生成することが明らかとなった。本発明者らにより見出された上記の反応は、低温で進行する、反応速度の速い反応であるため、従来採用されてきたＭｇＯ＋ＳｉＯ_２→Ｍｇ_２ＳｉＯ_４の反応経路を辿るよりも、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４の形成が促進されることが判明した。本発明者らが見出した上記のような反応経路において、（Ｍｇ，Ｍｎ）_２ＳｉＯ_４がＭｇ_２ＳｉＯ_４へと変化する場合、グラス被膜と母材鋼板との間に、Ｍｎが濃化することが明らかとなった。以下、このような母材鋼板－グラス被膜界面におけるＭｎの濃化を、「界面濃化Ｍｎ」ともいう。

第三に、上記のような界面濃化Ｍｎは、仕上げ焼鈍の冷却工程において、鋼中の残留Ｓと結合し、ＭｎＳを形成する。形成されたＭｎＳにより、グラス被膜の母材鋼板への嵌入構造が発達し、優れたグラス被膜密着性が発現される。脱炭焼鈍工程で形成されたＭｎ_２ＳｉＯ_４は、最終的には、ＭｎＳとして検出されることとなる。

（方向性電磁鋼板について）
次に、本発明の実施形態に係る方向性電磁鋼板について、詳細に説明する。

＜方向性電磁鋼板の主要な構成について＞
まず、図１Ａ及び図１Ｂを参照しながら、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の主要な構成について説明する。図１Ａ及び図１Ｂは、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の構造を模式的に示した説明図である。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０は、図１Ａに模式的に示したように、母材鋼板１１と、母材鋼板１１の表面に形成されたグラス被膜１３と、グラス被膜１３の表面に形成された絶縁被膜の一例である張力付与性絶縁被膜１５と、を有している。なお、グラス被膜１３及び張力付与性絶縁被膜１５は、母材鋼板１１の少なくとも一方の面に形成されていればよいが、通常、図１Ｂに模式的に示したように、母材鋼板１１の両面に形成される。

以下では、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０について、特徴的な構成を中心に説明する。なお、以下の説明において、公知の構成や、当業者が実施可能な一部の構成については、詳細な説明を省略しているところがある。

[母材鋼板１１について]
母材鋼板１１は、以下で詳述するような化学成分を含有することで、優れた磁気特性を示す。かかる母材鋼板１１の化学成分については、以下で改めて詳述する。

［グラス被膜１３について］
グラス被膜１３は、母材鋼板１１の表面に位置している、ケイ酸マグネシウムを主成分とする無機質の被膜である。グラス被膜は、一般には、仕上げ焼鈍において、母材鋼板の表面に塗布されたマグネシア（ＭｇＯ）を含む焼鈍分離剤と、母材鋼板１１の表面の成分と、が反応することにより形成され、焼鈍分離剤及び母材鋼板の成分に由来する組成を有する。上述したように、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０においては、脱炭焼鈍時に特定のＭｎ系酸化物（Ｍｎ_２ＳｉＯ_４）を形成させておき、仕上げ焼鈍時に（Ｍｎ_２ＳｉＯ_４）→（Ｍｇ，Ｍｎ）_２ＳｉＯ_４→Ｍｇ_２ＳｉＯ_４の反応経路によりケイ酸マグネシウムを生じさせる。上記反応経路でケイ酸マグネシウムが生成されると、母材鋼板１１とグラス被膜１３との界面にＭｎが濃化し、かかる界面濃化Ｍｎと、母材鋼板１１中のＳとが反応してＭｎＳが生成する。これにより、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０では、グラス被膜密着性が向上する。

［張力付与性絶縁被膜１５について］
張力付与性絶縁被膜１５は、グラス被膜１３の表面に位置しており、方向性電磁鋼板１０に電気絶縁性を付与することで渦電流損を低減して、方向性電磁鋼板１０の鉄損を向上させる。また、張力付与性絶縁被膜１５は、上記のような電気絶縁性以外にも、耐蝕性、耐熱性、すべり性といった種々の特性を実現する。

更に、張力付与性絶縁被膜１５は、方向性電磁鋼板１０に張力を付与するという機能を有する。方向性電磁鋼板１０に張力を付与して、方向性電磁鋼板１０における磁壁移動を容易にすることで、方向性電磁鋼板１０の鉄損を向上させることができる。

かかる張力付与性絶縁被膜１５は、例えば、金属リン酸塩とシリカを主成分とするコーティング液をグラス被膜１３の表面に塗布し、焼き付けることによって形成される。

＜方向性電磁鋼板１０の板厚について＞
本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０の製品板厚（図１Ａ及び図１Ｂにおける厚みｔ）は、特に限定されるものではなく、例えば０．１７ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下とすることができる。また、本実施形態においては、冷延後の板厚が０．２２ｍｍ未満と薄い材料（すなわち、薄手材）である場合に効果が顕著となり、グラス被膜密着性がより一層優れたものとなる。冷延後の板厚は、例えば、０．１７ｍｍ以上０．２０ｍｍ以下であることがより好ましい。

上述したように、本実施形態においては、脱炭焼鈍時において、特定のＭｎ系酸化物を鋼板上に生成させる。ここで、Ｍｎ系酸化物の形成は、鋼中Ｍｎの板厚表面への拡散により律速される。薄手材では、表面積の占める割合が厚手材（すなわち、冷延後の板厚が０．２２ｍｍ以上である方向性電磁鋼板）に比べて大きいため、鋼板内部から鋼板表面へ至るまでのＭｎの拡散距離は短くて済む。すなわち、薄手材ではＭｎの実質的な拡散速度が速い。これにより、薄手材では、以下で詳述するような５００～６００℃という低温域でありながらも、効率的にＭｎ系酸化物を生成することが可能となると考えられる。

＜母材鋼板１１の化学成分について＞
続いて、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０の母材鋼板１１の化学成分について、詳細に説明する。なお、以下では、特に断りのない限り、「％」との表記は「質量％」を表わすものとする。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板１０が有する母材鋼板１１の化学成分は、質量％で、質量％で、Ｃ：０．０１～０．２０％、Ｓｉ：２．５～４．０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．０７％、Ｍｎ：０．０１～０．５０％、Ｎ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５～０．０８０％、Ｓｅ：０～０．０８０％、Ｓｂ：０～０．５０％、Ｂｉ：０～０．０２％、Ｓｎ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～１．０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。

［Ｃ：０．０１％以上０．２０％以下］
Ｃ（炭素）は、磁束密度の改善効果を示す元素であるが、その含有量が０．２０％を超える場合には、二次再結晶焼鈍（すなわち、仕上げ焼鈍）において鋼が相変態し、二次再結晶が十分に進行せず、良好な磁束密度と鉄損特性が得られない。そのため、本実施形態に係る母材鋼板１１では、Ｃの含有量を０．２０％以下とする。Ｃの含有量が少ないほど鉄損低減にとって好ましいため、鉄損低減の観点から、Ｃの含有量は、好ましくは０．１５％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。一方、Ｃの含有量が０．０１％未満である場合には、磁束密度の改善効果を得ることはできない。従って、本実施形態に係る母材鋼板１１では、Ｃの含有量は、０．０１％以上とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．０４％以上であり、より好ましくは０．０６％以上である。

［Ｓｉ：２．５％以上４．０％以下］
Ｓｉ（ケイ素）は、鋼の電気抵抗（比抵抗）を高めて鉄損の一部を構成する渦電流損失を低減するのに、極めて有効な元素である。Ｓｉの含有量が２．５％未満である場合には、二次再結晶焼鈍において鋼が相変態して、二次再結晶が十分に進行せず、良好な磁束密度と鉄損特性が得られな。そのため、本実施形態に係る母材鋼板１１において、Ｓｉの含有量は２．５％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは３．０％以上であり、より好ましくは３．２％以上である。一方、Ｓｉの含有量が４．０％を超える場合には、鋼板が脆化し、製造工程での通板性が顕著に劣化する。そのため、本実施形態に係る母材鋼板１１において、Ｓｉの含有量は４．０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは３．８％以下であり、より好ましくは３．６％以下である。

［酸可溶性Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下］
酸可溶性アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）は、方向性電磁鋼板において二次再結晶を左右するインヒビターと呼ばれる化合物のうち、主要なインヒビターの構成元素であり、本実施形態に係る母材鋼板１１において、二次再結晶発現の観点から必須の元素である。ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．０１％未満である場合には、インヒビターとして機能するＡｌＮが十分に生成せず、二次再結晶が不充分となって、鉄損特性が向上しない。そのため、本実施形態に係る母材鋼板１１において、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、０．０１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、好ましくは、０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２０％である。一方、ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．０７％を超える場合には、鋼板の脆化が顕著となる。そのため、本実施形態に係る母材鋼板１１において、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、０．０７％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３０％以下である。

［Ｍｎ：０．０１％以上０．５０％以下］
Ｍｎ（マンガン）は、主要なインヒビターの一つであるＭｎＳを形成する、重要な元素である。Ｍｎの含有量が０．０１％未満である場合には、二次再結晶を生じさせるのに必要なＭｎＳの絶対量が不足する。そのため、本実施形態に係る母材鋼板１１において、Ｍｎの含有量は、０．０１％以上とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０６％以上である。一方、Ｍｎの含有量が０．５０％を超える場合には、二次再結晶焼鈍において鋼が相変態し、二次再結晶が十分に進行せず、良好な磁束密度と鉄損特性が得られない。そのため、本実施形態に係る母材鋼板１１において、Ｍｎの含有量は、０．５０％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。

［Ｎ：０．０２％以下］
Ｎ（窒素）は、上記の酸可溶性Ａｌと反応してＡｌＮを形成する元素である。Ｎの含有量が０．０２％を超える場合には、冷間圧延時、鋼板中にブリスター（空孔）が生じるうえに、鋼板の強度が上昇し、製造時の通板性が悪化する。そのため、本実施形態に係る母材鋼板１１では、Ｎの含有量を０．０２％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％である。一方、ＡｌＮをインヒビターとして活用しないのであれば、Ｎの含有量の下限値は０％を含みうる。しかしながら、化学分析の検出限界値が０．０００１％であるため、実用鋼板において、実質的なＮの含有量の下限値は、０．０００１％である。一方、Ａｌと結合して、インヒビターとして機能するＡｌＮを形成するためには、Ｎの含有量は０．００１％以上であることが好ましく、０．００５％以上であることがより好ましい。

［Ｓ：０．００５％以上０．０８０％以下］
Ｓ（硫黄）は、上記Ｍｎと反応することで、インヒビターであるＭｎＳを形成する重要な元素である。Ｓの含有量が０．００５％未満である場合には、十分なインヒビター効果を得ることができない。そのため、本実施形態に係る母材鋼板１１では、Ｓの含有量を、０．００５％以上とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ｓの含有量が０．０８０％を超える場合には、熱間脆性の原因となり、熱間圧延が著しく困難となる。そのため、本実施形態に係る母材鋼板１１において、Ｓの含有量は、０．０８０％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．０４０％以下であり、より好ましくは０．０３０％以下である。

［Ｓｅ：０％以上０．０８０％以下］
Ｓｅ（セレン）は、磁性改善効果を有する元素であるため、選択的に含有させることができる。しかしながら、０．０８０％を越えてＳｅを含有させると、グラス被膜が著しく劣化する。従って、Ｓｅの含有量の上限を０．０８０％とする。Ｓｅの含有量は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。磁性と皮膜密着性の両立を考慮すると、Ｓｅの含有量は、好ましくは０．００３％以上であり、より好ましくは０．００６％以上である。なお、Ｓｅは、本実施形態に係る母材鋼板１１において任意元素であるため、その含有量の下限値は、０％となるが、選択的にＳｅを含有させる場合は、磁性改善効果を良好に発揮するべく、含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。

［Ｓｂ：０％以上０．５０％以下］
Ｓｂ（アンチモン）は、Ｓｅと同様、磁性改善効果を有する元素であるため、選択的に含有させることができる。しかしながら、０．５０％を越えてＳｂを含有させると、グラス被膜が顕著に劣化する。従って、Ｓｂの含有量の上限を０．５０％とする。Ｓｂの含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。磁性と皮膜密着性の両立を考慮すると、Ｓｂの含有量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０２％以上である。なお、Ｓｂは、本実施形態に係る母材鋼板１１において任意元素であるため、その含有量の下限値は、０％となるが、選択的にＳｂを含有させる場合は、磁性改善効果を良好に発揮するべく、含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。

［Ｂｉ：０％以上０．０２％以下］
Ｂｉ（ビスマス）は、本実施形態に係る母材鋼板１１において、任意元素であるため、その含有量の下限値は、０％となる。一方、残部のＦｅの一部に替えてＢｉを含有させることで、後述するＳｎ及びＣｕと同様に、グラス被膜密着性の向上促進に寄与し、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の特性を向上させる。かかるグラス被膜密着性の向上促進効果を得るためには、Ｂｉの含有量を、０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｂｉの含有量が０．０２％を超える場合には、冷間圧延時の通板性が劣化する。そのため、Ｂｉの含有量は、０．０２％以下とする。Ｂｉの含有量は、好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００７％以下である。

本実施形態に係る母材鋼板１１では、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の特性を向上させるために、上述した各種元素の他に、残部のＦｅの一部に換えて、Ｓｎ及びＣｕの少なくとも何れか一方を更に含有してもよい。Ｓｎ及びＣｕは、本実施形態に係る母材鋼板１１において、任意元素であるため、その含有量の下限値は、０％となる。

［Ｓｎ：０％以上０．５０％以下］
Ｓｎ（スズ）は、一次再結晶組織制御を通じ、磁性改善に資する元素である。かかる磁性改善効果を得るためには、Ｓｎの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。Ｓｎの含有量は、より好ましくは０．００９％以上である。一方、Ｓｎの含有量が０．５０％を超える場合には、二次再結晶が不安定となり、磁気特性が劣化する。そのため、本実施形態に係る母材鋼板１１において、Ｓｎの含有量は０．５０％以下とする。Ｓｎの含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．１５％以下である。

［Ｃｕ：０％以上１．０％以下］
Ｃｕ（銅）は、Ｂｉ、Ｃｒと同様に、グラス被膜密着性の向上に寄与する元素である。Ｃｕによるグラス被膜密着性の向上効果を得るためには、Ｃｕの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｃｕの含有量が１．０％を超える場合には、熱間圧延中に鋼板が脆化する。そのため、本実施形態に係る母材鋼板１１では、Ｃｕの含有量を１．０％以下とする。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。

本実施形態に係る母材鋼板１１の化学成分の残部は、Ｆｅ及び不純物である。しかしながら、磁気特性の向上、強度、耐食性、疲労特性等といった構造部材に求められる特性の向上、鋳造性や通板性の向上、スクラップ等使用による生産性の向上を目的として、母材鋼板１１は、残部のＦｅの一部に換えて、Ｍｏ（モリブデン）、Ｗ（タングステン）、Ｉｎ（インジウム）、Ｂ（ホウ素）、Ａｕ（金）、Ａｇ（銀）、Ｔｅ（テルル）、Ｃｅ（セリウム）、Ｖ（バナジウム）、Ｃｏ（コバルト）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃａ（カルシウム）、Ｒｅ（レニウム）、Ｏｓ（オスミウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｈｆ（ハフニウム）、Ｔａ（タンタル）、Ｙ（イットリウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｃｄ（カドミウム）、Ｐｂ（鉛）、Ａｓ（ヒ素）等から選択される１種又は２種以上を含有しても本発明の効果は失われるものではない。なお、これらの元素は、任意に含まれ得る元素であるため、これらの元素の合計含有量の下限値は、０％である。

また、不純物は、添加の意図に関係なく、母材鋼板１１中に存在するものであり、得られる方向性電磁鋼板において、本来存在する必要のない成分である。「不純物」なる用語は、鋼材料を工業的に製造する際に原料としての鉱石、スクラップ又は製造環境などから混入する不純物を含む概念である。このような不純物は、本発明の効果に悪影響を与えない量で含まれ得る。

以上、本実施形態に係る母材鋼板１１の化学成分について、詳細に説明した。

以上説明したような、グラス被膜密着性に優れる本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、グラス被膜中に所定量のＭｎＳが含有されている。また、かかるグラス被膜を備える方向性電磁鋼板は、例えば後述する方法により、磁気特性を損なうことなく製造することが可能である。

なお、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の示す各種の磁気特性は、ＪＩＳ Ｃ２５５０に規定されたエプスタイン法や、ＪＩＳ Ｃ２５５６に規定された単板磁気特性測定法（Ｓｉｎｇｌｅ Ｓｈｅｅｔ Ｔｅｓｔｅｒ：ＳＳＴ）に則して、測定することが可能である。

（方向性電磁鋼板の製造方法について）
次に、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法について、図２～図５を参照しながら詳細に説明する。図２は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法の流れの一例を示した流れ図である。図３は、本実施形態に係る脱炭焼鈍工程の流れの一例を示した流れ図である。図４及び図５は、本実施形態に係る脱炭焼鈍工程の熱処理パターンの一例を示した説明図である。

＜方向性電磁鋼板の製造方法の全体的な流れ＞
以下では、図２を参照しながら、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法の全体的な流れを説明する。
本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法の全体的な流れは、以下の通りである。
まず、上記のような化学成分を有する鋼片（スラブ）を熱間圧延した後、焼鈍を実施して、熱延焼鈍工程を得る。次に、得られた熱延焼鈍鋼板に対して、酸洗後、１回、又は、中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を実施して、所定の冷延後の板厚まで冷延された冷延鋼板を得る。その後、得られた冷延鋼板について、湿潤水素雰囲気中の焼鈍（脱炭焼鈍）により、脱炭及び一次再結晶を行って、脱炭焼鈍鋼板とする。かかる脱炭焼鈍において、鋼板の表面には、所定のＭｎ系酸化膜が形成される。続いて、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を脱炭焼鈍鋼板の表面に塗布した後乾燥させて、仕上げ焼鈍を行う。かかる仕上げ焼鈍により、二次再結晶が起こり、鋼板の結晶粒組織が｛１１０｝＜００１＞方位に集積する。同時に、鋼板表面においては、焼鈍分離剤中のＭｇＯと脱炭焼鈍時に鋼板表面に形成される酸化膜（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４及びＳｉＯ_２）とが反応して、グラス被膜が形成される。仕上焼鈍板を水洗又は酸洗により除粉した後、リン酸塩を主体とする塗布液を塗布して焼付けることで、張力付与絶縁被膜が形成される。

すなわち、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、図２に示したように、上記のような化学成分を有する鋼片を所定の温度で熱間圧延して、熱延鋼板を得る熱間圧延工程（ステップＳ１０１）と、得られた熱延鋼板を焼鈍して熱延焼鈍鋼板を得る熱延板焼鈍工程（ステップＳ１０３）と、得られた熱延焼鈍鋼板に対し、一回の冷間圧延、又は、中間焼鈍をはさむ複数の冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る冷間圧延工程（ステップＳ１０５）と、得られた冷延鋼板に対して脱炭焼鈍を施して、脱炭焼鈍鋼板を得る脱炭焼鈍工程（ステップＳ１０７）と、得られた脱炭焼鈍鋼板に対して焼鈍分離剤を塗布した後に、仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程（ステップＳ１０９）と、仕上げ焼鈍後の鋼板表面に絶縁被膜（より詳細には、張力付与性絶縁被膜）を形成する絶縁被膜形成工程（ステップＳ１１１）と、を含む。

以下、これら工程について、詳細に説明する。なお、以下の説明において、各工程における何らかの条件が記載されていない場合には、公知の条件を適宜適応して各工程を行うことが可能である。

＜熱間圧延工程＞
熱間圧延工程（ステップＳ１０１）は、所定の化学成分を有する鋼片（例えば、スラブ等の鋼塊）を熱間圧延して、熱延鋼板とする工程である。鋼片の成分としては、上述したような母材鋼板１１の成分と同様とする。かかる熱間圧延工程において、上述のような化学成分を有するケイ素鋼の鋼片は、まず、加熱処理される。ここで、加熱温度は、１１００～１４５０℃の範囲内とすることが好ましい。加熱温度は、より好ましくは１３００℃以上１４００℃以下である。次いで、上記のような温度まで加熱された鋼片は、引き続く熱間圧延により、熱延鋼板へと加工される。加工された熱延鋼板の板厚は、例えば、２．０ｍｍ以上３．０ｍｍ以下の範囲内であることが好ましい。

＜熱延板焼鈍工程＞
熱延板焼鈍工程（ステップＳ１０３）は、熱間圧延工程を経て製造された熱延鋼板を焼鈍して、熱延焼鈍鋼板とする工程である。このような焼鈍処理を施すことで、鋼板組織に再結晶が生じ、良好な磁気特性を実現することが可能となる。

本実施形態に係る熱延板焼鈍工程では、公知の方法に従い、熱間圧延工程を経て製造された熱延鋼板を焼鈍して、熱延焼鈍鋼板とすればよい。焼鈍に際して熱延鋼板を加熱する手段については、特に限定されるものではなく、公知の加熱方式を採用することが可能である。また、焼鈍条件についても、特に限定されるものではないが、例えば、熱延鋼板に対して、９００～１２００℃の温度域で１０秒～５分間の焼鈍を行うことができる。

なお、かかる熱延板焼鈍工程は、必要に応じて省略することが可能である。
また、かかる熱延板焼鈍工程後、以下で詳述する冷間圧延工程の前に、熱延鋼板の表面に対して酸洗を施してもよい。

＜冷間圧延工程＞
冷間圧延工程（ステップＳ１０５）は、熱延焼鈍鋼板に対して、一回又は中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を実施して、冷延鋼板とする工程である。また、上記のような熱延板焼鈍を施した場合、鋼板形状が良好になるため、１回目の圧延における鋼板破断の可能性を軽減することができる。また、冷間圧延は、３回以上に分けて実施してもよいが、製造コストが増大するため、１回又は２回とすることが好ましい。

本実施形態に係る冷間圧延工程では、公知の方法に従い、熱延焼鈍鋼板を冷間圧延し、冷延鋼板とすればよい。例えば、最終冷延圧下率は、８０％以上９５％以下の範囲内とすることができる。最終圧下率が８０％未満である場合には、｛１１０｝＜００１＞方位が圧延方向に高い集積度をもつＧｏｓｓ核を得ることができない可能性が高くなり、好ましくない。一方、最終圧下率が９５％を超える場合には、後段の仕上げ焼鈍工程において、二次再結晶が不安定となる可能性が高くなるため、好ましくない。最終冷延圧下率を上記範囲内とすることにより、｛１１０｝＜００１＞方位が圧延方向に高い集積度をもつＧｏｓｓ核を得るとともに、二次再結晶の不安定化を抑制することができる。

また、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を実施する場合、一回目の冷間圧延は、圧下率を５～５０％程度とし、９５０℃～１２００℃の温度で３０秒～３０分程度の中間焼鈍を実施することが好ましい。

ここで、冷間圧延が施された冷延鋼板の板厚（冷延後の板厚）は、通常、最終的に製造される方向性電磁鋼板の板厚（張力付与性絶縁被膜の厚みを含めた製品板厚）と異なる。方向性電磁鋼板の製品板厚については、先だって言及した通りである。

上記のような冷間圧延工程に際して、磁気特性をより一層向上させるために、エージング処理を与えることも可能である。冷間圧延中に複数回のパスにより各板厚段階を経るが、少なくとも一回以上の途中板厚段階において、鋼板に対し１００℃以上の温度範囲で１分以上の時間保持する熱効果を与えることが好ましい。かかる熱効果により、後段の脱炭焼鈍工程において、より優れた一次再結晶集合組織を形成させることが可能となり、ひいては、後段の仕上げ焼鈍工程において、｛１１０｝＜００１＞方位が圧延方向に揃った良好な二次再結晶を十分に発達させることが可能となる。

＜脱炭焼鈍工程＞
脱炭焼鈍工程（ステップＳ１０７）は、得られた冷延鋼板に対して脱炭焼鈍を行って、脱炭焼鈍鋼板とする工程である。本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、かかる脱炭焼鈍工程において鋼板中に特定のＭｎ系酸化膜を形成させることで、後段の処理で生成されるグラス被膜の密着性の向上を図る。

本実施形態に係る脱炭焼鈍工程において、特定のＭｎ系酸化物を有するＭｎ系酸化膜を形成させるために、本実施形態に係る脱炭焼鈍工程は、図３に示したように、第一昇温工程（ステップＳ１３１）と、途中冷却工程（ステップＳ１３３）と、第二昇温工程（ステップＳ１３５）と、均熱工程（ステップＳ１３７）という、４つの工程で構成される。

第一昇温工程（ステップＳ１３１）は、冷間圧延工程にて得られた冷延鋼板を、室温から下記式（１０１）を満足する温度Ｔ１（℃）まで、下記式（１０２）を満足する昇温速度Ｈ１（℃／秒）で昇温する工程である。

途中冷却工程（ステップＳ１３３）は、第一昇温工程にて温度Ｔ１（℃）に到達した冷延鋼板を、一旦、下記式（１０３）を満足する温度Ｔ２（℃）まで、下記式（１０４）を満足する冷却速度Ｃ１（℃／秒）で冷却する工程である。

第二昇温工程（ステップＳ１３５）は、途中冷却工程を経た冷延鋼板を、温度Ｔ２（℃）から昇温する工程である。かかる第二昇温工程において、５００℃から６００℃までの温度域における昇温速度Ｓ１（℃／秒）は、下記式（１０５）を満足し、かつ、６００℃から７００℃までの温度域における昇温速度Ｓ２（℃／秒）は、下記式（１０６）を満足する。

均熱工程（ステップＳ１３７）は、第二昇温工程を経た冷延鋼板を、所定の条件で焼鈍する工程である。

２００ ≦ Ｔ１ ≦ ５００ ・・・式（１０１）
１００ ≦ Ｈ１ ≦ ８００ ・・・式（１０２）
Ｔ１－１００ ≦ Ｔ２ ≦ Ｔ１－１０ ・・・式（１０３）
－４０ ≦ Ｃ１ ＜ ０ ・・・式（１０４）
３００ ≦ Ｓ１ ≦ ９００ ・・・式（１０５）
１０００ ≦ Ｓ２ ≦ ３０００ ・・・式（１０６）

以下、これらの工程について、図４及び図５を参照しながら詳細に説明する。
なお、図４及び図５に示した熱処理パターンの説明図において、縦軸及び横軸の目盛間隔は正確なものとはなっておらず、図４及び図５に示した熱処理パターンは、あくまでも模式的なものである。

［第一昇温工程］
先だって言及しているように、方向性電磁鋼板の課題の一つに、グラス被膜密着性の改善が挙げられる。本発明者らは、脱炭焼鈍工程における昇温サイクルに着目し、条件変更などの各種の検証を行った。その結果、室温からの昇温において、２００～５００℃という低温領域での滞留時間の短縮化が、グラス被膜密着性改善に有効であることを見出した。２００～５００℃の低温領域での滞留時間が長い場合には、Ｆｅ系酸化膜が生成してしまい、グラス被膜密着性劣化の原因になると考えられる。従って、本実施形態では、第一昇温工程における低温領域での滞留時間を短縮化して、特定のＭｎ系酸化膜が生成される温度域まで素早く到達させることで、グラス被膜密着性の改善を実現する。

そのため、本実施形態に係る第一昇温工程（ステップＳ１３１）では、上記式（１０１）で規定される温度Ｔ１（℃）の温度域に素早く到達させる。温度Ｔ１が２００℃未満である場合、及び、５００℃を超える場合には、上記のような特定のＭｎ系酸化物を生成させることができない。

この際、図４に示したような、室温からＴ１（℃）に至るまでの昇温速度Ｈ１（℃／秒）を、上記式（１０２）を満足するように制御する。昇温速度Ｈ１が１００℃／秒未満である場合には、Ｆｅ系酸化膜が生成しやすい温度域での滞留時間が長くなり、特定のＭｎ系酸化物の生成量が減少するため、好ましくない。一方、昇温速度Ｈ１が８００℃／秒を超える場合には、オーバーシュートしてしまう可能性があるため、好ましくない。

なお、温度Ｔ１（℃）は、好ましくは２００～４００℃であり、より好ましくは２５０～３５０℃である。また、昇温速度Ｈ１（℃／秒）は、好ましくは２００～６００℃／秒であり、より好ましくは３００～５００℃／秒である。

［途中冷却工程］
上記の温度Ｔ１（℃）から、上記式（１０３）で規定される温度Ｔ２（℃）までの温度域の滞留時間を確保することで、グラス被膜密着性にとって有利なＭｎ系酸化物が生成する。具体的には、本実施形態に係る途中冷却工程（ステップＳ１３３）では、Ｔ１～Ｔ２℃の温度範囲の滞留時間を確保するために、Ｔ１℃からＴ２℃までを徐冷却する。ここで、図４に示したような、温度Ｔ１から温度Ｔ２までの徐冷却の冷却速度Ｃ１は、上記式（１０４）を満たすような冷却速度とする。冷却速度Ｃ１が－４０℃／秒未満である場合（換言すれば、冷却速度Ｃ１の絶対値が、４０よりも大きい場合）には、Ｔ１～Ｔ２℃の温度範囲の滞留時間を十分に確保することができず、グラス被膜密着性にとって有利なＭｎ系酸化物（Ｍｎ_２ＳｉＯ_４）を十分に生成させることができない。冷却速度Ｃ１は、好ましくは、－４０～－５℃／秒であり、より好ましくは－３０～－５℃／秒であり、更に好ましくは－１５～－５℃／秒である。また、温度Ｔ２は、（Ｔ１－７５）℃以上（Ｔ１－１０）℃以下であることが好ましく、（Ｔ１－５０）℃以上（Ｔ１－１０）℃以下であることがより好ましい。

なお、上記第一昇温工程及び途中冷却工程における酸素ポテンシャル（雰囲気中の水蒸気分圧Ｐ_Ｈ２Ｏと水素分圧Ｐ_Ｈ２との比、すなわちＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）は、特に限定するものではないが、例えば、０．０００１～０．５程度とすることが好ましい。第一昇温工程及び途中冷却工程における酸素ポテンシャルを上記の範囲内することで、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４を効率的に生成させることができる。

［第二昇温工程］
第二昇温工程（ステップＳ１３５）は、途中冷却工程を経た冷延鋼板を、温度Ｔ２（℃）から昇温する工程である。かかる第二昇温工程において、脱炭焼鈍温度に到達するまでにおける、５００～６００℃の温度域、及び、６００～７００℃の温度域における昇温速度を適切に制御することが重要である。５００～６００℃の温度域は、グラス被膜形成にとって有益な酸化物である、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４が生成される温度域であり、５００～６００℃の温度域の滞留時間を６００～７００℃の温度域の滞留時間に比べ長く確保することが重要となる。そこで、本実施形態に係る第二昇温工程では、５００～６００℃の温度域における昇温速度Ｓ１（℃／秒）を、上記式（１０５）で規定される範囲内に制御する。昇温速度Ｓ１が、３００℃／秒未満である場合には、方向性電磁鋼板の磁気特性が劣化する原因となるため、好ましくない。また、昇温速度Ｓ１が９００℃／秒を超える場合には、５００～６００℃の温度域の滞留時間を長く確保することできず、Ｍｎ_２ＳｉＯ_４を十分に生成させることができない。昇温速度Ｓ１は、好ましくは３００～７５０℃／秒であり、より好ましくは３００～６００℃／秒である。

また、６００～７００℃の温度域は、グラス被膜形成にとって有害な酸化膜である、アモルファスのＳｉＯ_２が生成される温度域である。そのため、かかる６００～７００℃の温度域の滞留時間を短縮化させて、脱炭焼鈍温度まで素早く到達させることが重要となる。そこで、本実施形態に係る第二昇温工程では、かかる６００～７００℃の温度域における昇温速度Ｓ２を、上記式（１０６）で規定される範囲内に制御する。昇温速度Ｓ２が１０００℃／秒未満である場合には、６００～７００℃の温度域における滞留時間が長くなり、アモルファスのＳｉＯ_２の生成量が増加するため、好ましくない。一方、昇温速度Ｓ２が３０００℃／秒を超える場合には、Ｆｅ炭化物の分解が遅れ、脱炭不良の原因となるため、好ましくない。昇温速度Ｓ２は、好ましくは１０００～２０００℃／秒であり、より好ましくは１０００～１７００℃／秒である。

なお、かかる第二昇温工程において、温度Ｔ２から５００℃までの温度域の昇温速度、及び、７００℃から脱炭焼鈍温度までの温度域の昇温速度については、特に限定されるものではなく、適宜、適切な値に制御することが可能である。例えば、温度Ｔ２から５００℃までの温度域の昇温速度は、１０～１０００℃／秒とすることが好ましく、７００℃から脱炭焼鈍温度までの温度域の昇温速度は、１０～２０００℃／秒とすることが好ましい。

第二昇温工程で生成される酸化膜の熱力学的安定性は、雰囲気中の水蒸気分圧Ｐ_Ｈ２Ｏと水素分圧Ｐ_Ｈ２との比（すなわち、Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）で定義される酸素ポテンシャルによっても、影響を受ける。そのため、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、重要な酸化物であるＭｎ_２ＳｉＯ_４の生成される温度域（すなわち、５００～６００℃の温度域）における酸素ポテンシャルＰ１を、適切な値に制御することが好ましい。

５００～６００℃の温度域における酸素ポテンシャルＰ１が０．５を超える場合には、酸化物としてＦｅ_２ＳｉＯ_４が生成しやすくなり、Ｍｎ系酸化物の生成を阻害する可能性が高くなる。従って、５００～６００℃の温度域における酸素ポテンシャルＰ１は、０．５以下であることが好ましい。酸素ポテンシャルＰ１の値が小さいほど、Ｍｎ系酸化物は生成しやすくなるが、工業的には、酸素ポテンシャルＰ１の値は、０．００００１とすることが限界であると考えられる。従って、５００～６００℃の温度域における酸素ポテンシャルＰ１は、以下の式（１０７）で規定される範囲内とすることが好ましい。５００～６００℃の温度域における酸素ポテンシャルＰ１は、より好ましくは０．０００１以上０．３以下である。

０．００００１ ≦ Ｐ１ ≦ ０．５ ・・・式（１０７）

なお、本実施形態に係る第二昇温工程において、温度Ｔ２から５００℃までの温度域の酸素ポテンシャル、６００～７００℃の温度域の酸素ポテンシャル、及び、７００℃から脱炭焼鈍温度までの温度域の酸素ポテンシャルの値については、特に限定するものではなく、適宜、適切な値に制御することが可能である。例えば、温度Ｔ２から５００℃までの温度域の酸素ポテンシャルは、０．００１～０．５とすることが好ましく、６００～７００℃の温度域の酸素ポテンシャルは、０．００１～０．５とすることが好ましく、７００℃から脱炭焼鈍温度までの温度域の酸素ポテンシャルは、０．００１～０．５とすることが好ましい。

以上説明したような、脱炭焼鈍工程において特定のＭｎ系酸化物（Ｍｎ_２ＳｉＯ_４）を生成させることによる、グラス被膜密着性の向上効果は、方向性電磁鋼板の冷延後の板厚が薄くなる（薄手になる）ほど大きい。具体的には、方向性電磁鋼板の冷延後の板厚が０．１７～０．２２ｍｍの場合に、とりわけ良好な効果を得ることができる。なお、鋼板の選択元素として、Ｂｉ，Ｓｎ，Ｃｕの少なくとも何れかを含有させることは、脱炭焼鈍工程における酸化膜の形成挙動に影響を及ぼすため、グラス被膜密着性の向上効果により好ましい。

［均熱工程］
本実施形態に係る均熱工程（ステップＳ１３７）は、上記のような第一昇温工程、途中冷却工程及び第二昇温工程における各条件を満足していれば、特に限定されるものではなく、例えば、７００℃以上１０００℃以下の温度域を、１０秒以上６００秒以下保持する工程である。

また、本実施形態に係る均熱工程は、複数の工程を有していてもよい。例えば、図５に示すように、均熱工程が二つの工程から構成されていてもよい。

すなわち、図５に熱処理パターンを示したように、本実施形態に係る均熱工程は、所定の酸素ポテンシャルＰ２の雰囲気中、７００℃以上９００℃以下の温度Ｔ３（℃）で１０秒以上１０００秒以下保持する第一均熱工程と、第一均熱工程に続いて実施され、下記式（１０８）を満足する酸素ポテンシャルＰ３の雰囲気中、下記式（１０９）を満足する温度Ｔ４（℃）で、５秒以上５００秒以下保持する第二均熱工程と、を含んでもよい。以下、このような均熱工程を複数含む焼鈍処理を多段階焼鈍ともいう。

Ｐ３ ＜ Ｐ２ ・・・式（１０８）
Ｔ３＋５０ ≦ Ｔ４ ≦ １０００ ・・・式（１０９）

このような二段階焼鈍を実施する際には、一段階目と二段階目の焼鈍温度及び保持時間の制御が重要となる。

脱炭改善の観点から、例えば、第一均熱工程では、焼鈍温度Ｔ３（板温）は、７００℃以上９００℃以下であることが好ましい。また、焼鈍温度Ｔ３の保持時間は、１０秒以上１０００秒以下であることが好ましい。焼鈍温度Ｔ３が７００℃未満である場合には、脱炭が進行せず、脱炭不良となるため、好ましくない。一方、焼鈍温度Ｔ３が９００℃を超える場合には、粒組織が粗大化し、二次再結晶不良（磁性不良）を引き起こすため、好ましくない。また、保持時間が１０秒未満である場合でも、脱炭が進行せずに脱炭不良となるため、好ましくない。なお、保持時間が長時間化すること自体は、脱炭の観点からは問題ないが、生産性の観点から、保持時間は１０００秒以下とすることが好ましい。焼鈍温度Ｔ３は、より好ましくは、７８０℃以上８６０℃以下である。また、保持時間は、実用鋼板の製造においては、より好ましくは、５０秒以上３００秒以下である。

Ｍｎ系酸化物の形成量を確保するという観点から、第一均熱工程における焼鈍時の酸素ポテンシャルＰ２は、第二昇温工程における５００～６００℃の温度域の酸素ポテンシャルＰ１と比較して、高くすることが好ましい。十分な酸素ポテンシャルが得られることで、焼鈍の進行に伴ってＭｎ系酸化物（Ｍｎ_２ＳｉＯ_４）がＳｉＯ_２に置換されてしまうことを、防止することができる。更に、十分な酸素ポテンシャルが得られることで、脱炭反応を十分に進行させることができる。ただし、第一均熱工程における焼鈍時の酸素ポテンシャルＰ２が大きすぎると、Ｍｎ系酸化物（Ｍｎ_２ＳｉＯ_４）はＦｅ_２ＳｉＯ_４に置換されてしまう場合があり、Ｆｅ_２ＳｉＯ_４は、グラス被膜密着性を劣化させる。従って、第一均熱工程における焼鈍時の酸素ポテンシャルＰ２を、０．１以上１．０以下の範囲内に制御することが好ましい。第一均熱工程における焼鈍時の酸素ポテンシャルＰ２は、より好ましくは、０．２以上０．８以下である。

上記のような制御を行ったとしても、第一均熱工程においてＦｅ_２ＳｉＯ_４の生成を完全に抑制することはできない。そのため、第一均熱工程に続いて実施される第二均熱工程では、焼鈍温度Ｔ４（板温）を、上記式（１０９）で規定される範囲内とすることが好ましい。焼鈍温度Ｔ４を上記式（１０９）で規定される範囲内とすることで、第一均熱工程においてＦｅ_２ＳｉＯ_４が生成されたとしても、生成されたＦｅ_２ＳｉＯ_４がＭｎ系酸化物（Ｍｎ_２ＳｉＯ_４）に還元されるからである。焼鈍温度Ｔ４は、より好ましくは、（Ｔ２＋１００）℃以上１０００℃以下である。

また、第二均熱工程における上記焼鈍温度Ｔ４の保持時間は、５秒以上５００秒以下とする。保持時間が５秒未満である場合には、焼鈍温度を上記のような範囲内とした場合であっても、第一均熱工程において生成したＦｅ_２ＳｉＯ_４をＭｎ系酸化物（Ｍｎ_２ＳｉＯ_４）へと還元できない可能性がある。一方、保持時間が５００秒を超える場合には、生成したＭｎ系酸化物（Ｍｎ_２ＳｉＯ_４）がＳｉＯ_２に還元されてしまう可能性がある。第二均熱工程における上記焼鈍温度Ｔ４の保持時間は、より好ましくは、１０秒以上１００秒以下である。

なお、第二均熱工程を還元雰囲気とするために、第二均熱工程の酸素ポテンシャルＰ３を、上記式（１０８）に示したように、第一均熱工程の酸素ポテンシャルＰ２よりも小さく設定することが好ましい。例えば、第二均熱工程の酸素ポテンシャルＰ３を０．００００１以上０．１以下に制御することで、より良好なグラス被膜密着性及び磁気特性を得ることができる。

なお、第一均熱工程と第二均熱工程との間の時間間隔は、特に規定するものではないが、なるべく短くすることが好ましく、第一均熱工程と第二均熱工程を連続して実施することが好ましい。第一均熱工程と第二均熱工程とを連続して実施する場合には、各均熱工程の条件となるように制御された連続焼鈍炉を２つ連続させて設ければよい。

＜仕上げ焼鈍工程＞
再び図３に戻って、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法における仕上げ焼鈍工程について説明する。
仕上げ焼鈍工程（ステップＳ１０９）は、脱炭焼鈍工程で得られた脱炭焼鈍鋼板に対して所定の焼鈍分離剤を塗布した後に、仕上げ焼鈍を施す工程である。ここで、仕上げ焼鈍は、一般に、鋼板をコイル状に巻いた状態において、長時間行われる。従って、仕上焼鈍に先立ち、鋼板の巻きの内と外との焼付きの防止を目的として、焼鈍分離剤を脱炭焼鈍鋼板に塗布し、乾燥させる。焼鈍分離剤としては、例えば、マグネシア（ＭｇＯ）を主成分として含有する焼鈍分離剤を用いることができる。

仕上げ焼鈍における熱処理条件は、特に限定されるものではなく、公知の条件を適宜採用することができる。例えば、１１００℃以上１３００℃以下の温度域で、１０時間以上６０時間以下保持することにより、仕上げ焼鈍を行うことができる。また、仕上げ焼鈍時の雰囲気は、例えば、窒素雰囲気又は窒素と水素の混合雰囲気とすることができる。また、窒素と水素の混合雰囲気とする場合には、雰囲気の酸素ポテンシャルを０．５以下とすることが好ましい。

上記のような仕上げ焼鈍中に、二次再結晶が｛１１０｝＜００１＞方位に集積し、圧延方向に磁化容易軸の揃った粗大な結晶粒が生成する。その結果、優れた磁気特性が実現される。同時に、鋼板表面においては、焼鈍分離剤中のＭｇＯと脱炭焼鈍で生成した酸化物とが反応して、グラス被膜が形成される。

＜絶縁被膜形成工程＞
絶縁被膜形成工程（ステップＳ１１１）は、仕上げ焼鈍工程後の冷延鋼板の両面に対し、張力付与性絶縁被膜を形成する工程である。ここで、絶縁被膜形成工程については、特に限定されるものではなく、下記のような公知の絶縁被膜処理液を用いて、公知の方法により処理液の塗布及び乾燥を行えばよい。鋼板表面に張力付与性絶縁被膜を更に形成することで、方向性電磁鋼板の磁気特性を更に向上させることが可能となる。

なお、絶縁被膜が形成される鋼板の表面は、処理液を塗布する前に、アルカリなどによる脱脂処理や、塩酸、硫酸、リン酸などによる酸洗処理など、任意の前処理を施してもよいし、これら前処理を施さずに仕上焼鈍後のままの表面であってもよい。

ここで、鋼板の表面に形成される絶縁被膜は、方向性電磁鋼板の絶縁被膜として用いられるものであれば、特に限定されるものではなく、公知の絶縁被膜を用いることが可能である。このような絶縁被膜として、例えば、無機物を主体とし、更に有機物を含んだ複合絶縁被膜を挙げることができる。ここで、複合絶縁被膜とは、例えば、クロム酸金属塩、リン酸金属塩又はコロイダルシリカ、Ｚｒ化合物、Ｔｉ化合物等の無機物の少なくとも何れかを主体とし、微細な有機樹脂の粒子が分散している絶縁被膜である。特に、近年ニーズの高まっている製造時の環境負荷低減の観点からは、リン酸金属塩やＺｒあるいはＴｉのカップリング剤、又は、これらの炭酸塩やアンモニウム塩を出発物質として用いた絶縁被膜が好ましく用いられる。

また、上記のような絶縁被膜形成工程に続いて、形状矯正のための平坦化焼鈍を施しても良い。鋼板に対して平坦化焼鈍を行うことで、更に鉄損を低減させることが可能となる。

以上説明したような工程を経ることで、本実施形態に係る方向性電磁鋼板を製造することができる。以上説明した製造方法によって製造された方向性電磁鋼板は、ＭｎＳがグラス被膜中に生成している。更に、上述した製造方法は、従来の製造方法と比較して、特段磁気特性を損なうものではない。すなわち、得られた方向性電磁鋼板は、十分に優れた磁気特性を有したものとなる。

以上、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法について、詳細に説明した。

以下では、実施例及び比較例を示しながら、本発明の技術的内容について、更に説明する。なお、以下に示す実施例の条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。また、本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

（実験例１）
以下の表１に示した成分を含有する鋼片を作製し、１３５０℃に加熱して熱間圧延に供し、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板とした。その後、かかる熱延鋼板に対し、９００～１２００℃で熱延板焼鈍を施し、その後、冷間圧延を施して、板厚０．１９～０．２２ｍｍの冷延鋼板とした。上記冷延鋼板に脱炭焼鈍を施し、その後、マグネシア（ＭｇＯ）を主体とする焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で仕上げ焼鈍を施し、仕上げ焼鈍板を製造した。なお、各鋼片について、表１中に記載される成分以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。

ここで、本実験例の脱炭焼鈍工程における第一昇温工程及び途中冷却工程では、温度Ｔ１＝３２０℃、昇温速度Ｈ１＝３５０℃／秒、温度Ｔ２＝２８０℃、及び、冷却速度Ｃ１＝－３０℃／秒とした。また、本実験例の脱炭焼鈍工程における第二昇温工程では、昇温速度Ｓ１＝５００℃／秒とし、昇温速度Ｓ２＝１２００℃／秒とした。これらの条件は、いずれも本発明の範囲内となるものである。

また、本実験例の脱炭焼鈍工程における均熱工程では、酸素ポテンシャルを０．４の湿潤水素雰囲気とし、８３０℃の焼鈍温度で１５０秒の保持を行った。

その後、得られた鋼板表面に、リン酸金属塩を主体とする絶縁被膜形成用塗布液を塗布して焼き付け、張力付与性絶縁被膜を形成して、方向性電磁鋼板とした。

それぞれの方向性電磁鋼板について、張力付与性絶縁被膜の被膜密着性を評価するとともに、磁気特性（磁束密度）を評価した。なお、方向性電磁鋼板においては、グラス被膜は、張力付与性絶縁被膜とともに剥離することが多く、張力付与性絶縁被膜の被膜密着性を評価することで、グラス被膜の被膜密着性を評価することが可能である。

＜磁束密度＞
磁束密度は、Ｂ８を用いて評価した。Ｂ８は、磁界の強さ８００Ａ／ｍにおける磁束密度であり、二次再結晶の良否の判断基準となる。Ｂ８＝１．８９Ｔ以上を、二次再結晶したものと判断して、合格とし、Ｂ８＝１．８９Ｔ未満を、二次再結晶しなかったものと判断して、不合格とした。なお、熱間圧延工程又は冷間圧延工程において破断が生じたものについては、磁気特性（磁束密度）は、未評価とした（以下に示す表２では、「－」と表記している。）。

＜被膜密着性＞
張力付与性絶縁被膜の被膜密着性は、評価用試料を、直径２０ｍｍの円筒に巻き付け、１８０°曲げた時の被膜残存面積率を算出することで評価した。評価は、以下の基準に則して行った。また、圧延中に破断したもの、及び、二次再結晶不良のものについては、被膜密着性は未評価とした（以下に示す表２では、「－」と表記している。）。

［評価基準］
ＥＸ（非常に優れる）：鋼板から剥離せず、被膜残存面積率が９５％以上
ＶＧ（優れる） ：被膜残存面積率が９０％以上９５％未満
Ｇ（やや優れる） ：被膜残存面積率が８５％以上９０％未満
Ｆ（効果がある） ：被膜残存面積率が８０％以上８５％未満
Ｂ（効果がない） ：被膜残存面積率が８０％未満

得られた結果を、以下の表２にあわせて示した。

上記表２から明らかなように、発明鋼Ｂ１～３２は、何れも優れた被膜密着性及び磁気特性を示した。また、発明鋼Ｂ２４～Ｂ３２は、鋼片の化学成分として選択元素を含み、かつ、冷延後の板厚が０．１９ｍｍと被膜密着性にとって好ましい条件を有しているため、発明鋼Ｂ１～Ｂ２３と比較して、より良好な被膜密着性を示した。一方で、いずれかの必須元素の含有量が本発明の範囲外である比較鋼ｂ１～ｂ１１においては、十分な磁気特性が得られないか、又は、圧延中に破断が生じた。

（実験例２）
上記表１に示した化学組成を有する鋼片を、１３５０℃に加熱して熱間圧延に供し、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板とした。かかる熱延鋼板に対し、９００～１２００℃で熱延板焼鈍を施し、その後、一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施して、板厚０．１９～０．２２ｍｍの冷延鋼板とした。

上記冷延鋼板に対し、以下の表３に示す条件で脱炭焼鈍を施した。なお、脱炭焼鈍工程における均熱工程では、酸素ポテンシャルを０．４の湿潤水素雰囲気とし、８３０℃の焼鈍温度で１５０秒間の保持を行った。その後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で仕上げ焼鈍を施し、仕上げ焼鈍板を製造した。次いで、仕上げ焼鈍板の表面に、リン酸金属塩を主体とする絶縁被膜形成用塗布液を塗布して焼き付け、張力付与性絶縁被膜を形成して、方向性電磁鋼板とした。

それぞれの方向性電磁鋼板について、張力付与性絶縁被膜の被膜密着性を評価するとともに、磁気特性（磁束密度）を評価した。評価内容及び評価方法は、実験例１と同様である。得られた結果を、以下の表３にまとめて示した。

上記表３から明らかなように、発明鋼Ｃ１～１７は、脱炭焼鈍工程における第一昇温工程、途中冷却工程及び第二昇温工程が、本発明の範囲内となる条件に制御されているため、比較的良好な被膜密着性「Ｆ」を示した。とりわけ、発明鋼Ｃ１８、Ｃ２０～Ｃ２５は、Ｈ１、Ｃ１、Ｓ１、Ｓ２がいずれも被膜密着性にとって好ましい条件を満しているため、評価は「Ｇ」と比較的良好な被膜密着性を示した。

また、発明鋼Ｃ１９は、Ｈ１、Ｃ１、Ｓ１、Ｓ２がいずれも被膜密着性にとって好ましい条件を満たすものの、冷延後の板厚が０．２２ｍｍと薄手ではなく、また、ケイ素鋼の化学成分に選択元素が含有されていないことが影響し、評価は「Ｆ」にとどまった。

一方、比較鋼ｃ１～ｃ１０は、脱炭焼鈍工程における第一昇温工程、途中冷却工程及び第二昇温工程が本発明の範囲外となる条件であったため、被膜密着性はいずれも「Ｂ」であった。

（実験例３）
上記表１に示した化学組成を有する鋼片を、１３５０℃に加熱して熱間圧延に供し、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板とした。かかる熱延鋼板に対し、９００～１２００℃で熱延板焼鈍を施し、その後、一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施して、板厚０．１９～０．２２ｍｍの冷延鋼板とした。

上記冷延鋼板に対し、以下の表４に示す条件で脱炭焼鈍を施した。なお、脱炭焼鈍工程における第二昇温工程では、５００℃から６００℃までの温度域における酸素ポテンシャルＰ１を表４に示す値とした。また、均熱工程では、酸素ポテンシャルを０．５の湿潤水素雰囲気とし、８１０℃の焼鈍温度で１６０秒間の保持を行った。その後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で仕上げ焼鈍を施し、仕上げ焼鈍板を製造した。次いで、仕上げ焼鈍板の表面に、リン酸金属塩を主体とする絶縁被膜形成用塗布液を塗布して焼き付け、張力付与性絶縁被膜を形成して、方向性電磁鋼板とした。

それぞれの方向性電磁鋼板について、張力付与性絶縁被膜の被膜密着性を評価するとともに、磁気特性（磁束密度）を評価した。評価内容及び評価方法は、実験例１と同様である。得られた結果を、以下の表４にまとめて示した。

上記表４から明らかなように、発明鋼Ｄ１１～３５は、脱炭焼鈍工程における第一昇温工程、途中冷却工程及び第二昇温工程が好ましい条件に制御されており、かつ、５００～６００℃における酸素ポテンシャルＰ１が好ましい範囲に制御されているため、発明鋼Ｄ１～Ｄ１０に比べて、比較的良好な被膜密着性評価である「Ｇ」を示した。

（実験例４）
上記表１に示した化学組成を有する鋼片を、１３５０℃に加熱して熱間圧延に供し、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板とした。かかる熱延鋼板に９００～１２００℃で熱延板焼鈍を施し、その後、一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施して、板厚０．１９～０．２２ｍｍの冷延鋼板とした。上記冷延鋼板に、脱炭焼鈍を施し、その後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で仕上げ焼鈍を施し、仕上げ焼鈍板を製造した。

ここで、本実験例の脱炭焼鈍工程における第一昇温工程及び途中冷却工程では、温度Ｔ１＝３２０℃、昇温速度Ｈ１＝３４０℃／秒、温度Ｔ２＝２８０℃、及び、冷却速度Ｃ１＝－３０℃／秒とした。また、本実験例の脱炭焼鈍工程における第二昇温工程では、昇温速度Ｓ１＝５５０℃／秒とし、昇温速度Ｓ２＝１３００℃／秒とした。これらの条件は、いずれも本発明の範囲内となるものである。また、第二昇温工程における５００～６００℃の温度域の酸素ポテンシャルＰ１と、均熱工程における熱処理条件は、以下の表５に示した通りである。

次いで、仕上げ焼鈍板の表面に、リン酸金属塩を主体とする絶縁被膜形成用塗布液を塗布して焼き付け、張力付与性絶縁被膜を形成して、方向性電磁鋼板とした。

それぞれの方向性電磁鋼板について、張力付与性絶縁被膜の被膜密着性を評価するとともに、磁気特性（磁束密度）を評価した。評価内容及び評価方法は、実験例１と同様である。得られた結果を、以下の表５にまとめて示した。

上記表５から明らかなように、発明鋼Ｅ１３、Ｅ２７～２９は、脱炭焼鈍工程の第一昇温工程及び途中冷却工程における各種条件（Ｈ１、Ｔ２、Ｃ１）が好ましい範囲に制御されており、第二昇温工程における昇温速度Ｓ１、Ｓ２が好ましい範囲に制御されており、かつ、第二昇温工程における５００～６００℃の温度域での酸素ポテンシャルＰ１が好ましい範囲に制御されている。更に、脱炭焼鈍工程の均熱工程において二段階焼鈍を実施しているために、被膜密着性評価は、「ＶＧ」と良好な結果だった。

また、発明鋼Ｅ１４、Ｅ１７～２６は、脱炭焼鈍工程の第一昇温工程及び途中冷却工程における各種条件（Ｈ１、Ｔ２、Ｃ１）が好ましい範囲に制御されており、第二昇温工程における昇温速度Ｓ１、Ｓ２が好ましい範囲に制御されており、かつ、第二昇温工程における５００～６００℃の温度域での酸素ポテンシャルＰ１が好ましい範囲に制御されている。更に、脱炭焼鈍工程の均熱工程において二段階焼鈍を実施しているだけでなく、鋼片の化学成分が好ましい範囲に制御されているか、又は、冷延後の板厚が０．１９ｍｍと薄手であるかのいずれかの条件を満たすため、被膜密着性評価は「ＥＸ」と、非常に良好な結果だった。

発明鋼Ｅ１１、Ｅ１２、Ｅ１５～１６は、脱炭焼鈍工程の均熱工程において、二段階焼鈍が好ましい発明範囲に制御されているものの、第二昇温工程における５００～６００℃の温度域での酸素ポテンシャルＰ１の観点から、被膜密着性評価は「Ｇ」にとどまった。

（実験例６）
上記表１に示した化学組成を有する鋼片を、１３５０℃に加熱して熱間圧延に供し、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板とした。かかる熱延鋼板に対し、９００～１２００℃で熱延板焼鈍を施し、その後、一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施して、板厚０．１９～０．２２ｍｍの冷延鋼板とした。上記冷延鋼板に、脱炭焼鈍を施し、その後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で仕上げ焼鈍を施し、仕上げ焼鈍板を製造した。

ここで、本実験例の脱炭焼鈍工程における第一昇温工程及び途中冷却工程では、温度Ｔ１＝３２０℃、昇温速度Ｈ１＝３６０℃／秒、温度Ｔ２＝２８０℃、及び、冷却速度Ｃ１＝－１０℃／秒とした。また、本実験例の脱炭焼鈍工程における第二昇温工程では、昇温速度Ｓ１＝６００℃／秒とし、昇温速度Ｓ２＝１７００℃／秒とした。これらの条件は、いずれも本発明の範囲内となるものである。また、第二昇温工程における５００～６００℃の温度域の酸素ポテンシャルＰ１と、均熱工程における熱処理条件は、以下の表６に示した通りである。

次いで、仕上げ焼鈍板の表面に、リン酸金属塩を主体とする絶縁被膜形成用塗布液を塗布して焼き付け、張力付与性絶縁被膜を形成して、方向性電磁鋼板とした。

それぞれの方向性電磁鋼板について、張力付与性絶縁被膜の被膜密着性を評価するとともに、磁気特性（磁束密度）を評価した。評価内容及び評価方法は、実験例１と同様である。得られた結果を、以下の表６にまとめて示した。

上記表６から明らかなように、発明鋼Ｆ５、Ｆ１０、Ｆ１５、Ｆ２０、Ｆ２５、Ｆ３０、Ｆ３５、Ｆ４０、Ｆ４５は、脱炭焼鈍工程の第一昇温工程及び途中冷却工程における各種条件（Ｈ１、Ｔ２、Ｃ１）が好ましい範囲に制御されており、第二昇温工程における昇温速度Ｓ１、Ｓ２が好ましい範囲に制御されており、かつ、第二昇温工程における５００～６００℃の温度域での酸素ポテンシャルＰ１が好ましい範囲に制御されている。更に、脱炭焼鈍工程の均熱工程において二段階焼鈍を実施し、その制御範囲が好ましい発明範囲に含まれるため、被膜密着性評価は、「ＥＸ」と非常に良好な結果だった。

また、発明鋼Ｆ３、Ｆ８、Ｆ１３、Ｆ１８、Ｆ２３、Ｆ２８、Ｆ３３、Ｆ３８、Ｆ４３は、脱炭焼鈍工程の第一昇温工程及び途中冷却工程における各種条件（Ｈ１、Ｔ２、Ｃ１）が好ましい範囲に制御されており、第二昇温工程における昇温速度Ｓ１、Ｓ２が好ましい範囲に制御されている。更に、脱炭焼鈍工程の均熱工程において二段階焼鈍を実施し、その制御範囲が好ましい発明範囲に含まれる。しかしながら、第二昇温工程における５００～６００℃の温度域での酸素ポテンシャルＰ１の観点から、被膜密着性評価は、「ＶＧ」にとどまった。

発明鋼Ｆ２、Ｆ７、Ｆ１２、Ｆ１７、Ｆ２２、Ｆ２７、Ｆ３２、Ｆ３７、Ｆ４２は、脱炭焼鈍工程の第一昇温工程及び途中冷却工程における各種条件（Ｈ１、Ｔ２、Ｃ１）が好ましい範囲に制御されており、第二昇温工程における昇温速度Ｓ１、Ｓ２が好ましい範囲に制御されている。更に、脱炭焼鈍工程の均熱工程において二段階焼鈍を実施し、その制御範囲が好ましい発明範囲に含まれる。しかしながら、第二昇温工程における５００～６００℃の温度域での酸素ポテンシャルＰ１の観点から、被膜密着性評価は、「Ｇ」にとどまった。

発明鋼Ｆ４、Ｆ９、Ｆ１４、Ｆ１９、Ｆ２４、Ｆ２９、Ｆ３４、Ｆ３９、Ｆ４４は、脱炭焼鈍工程の第一昇温工程及び途中冷却工程における各種条件（Ｈ１、Ｔ２、Ｃ１）が好ましい範囲に制御されており、第二昇温工程における昇温速度Ｓ１、Ｓ２が好ましい範囲に制御されており、第二昇温工程における５００～６００℃の温度域での酸素ポテンシャルＰ１が本発明の範囲内に制御されている。しかしながら、脱炭焼鈍工程の均熱工程において二段階焼鈍を実施しておらず、被膜密着性評価は、「Ｇ」にとどまった。

発明鋼Ｆ１、Ｆ６、Ｆ１１、Ｆ１６、Ｆ２１、Ｆ２６、Ｆ３１、Ｆ３６、Ｆ４１に関して、発明鋼Ｆ１、Ｆ６、Ｆ１６、Ｆ２１、Ｆ３１、Ｆ３６は、脱炭焼鈍工程の第一昇温工程と途中冷却工程における各種条件（Ｈ１、Ｔ２、Ｃ１）が好ましい範囲に制御されており、第二昇温工程における昇温速度Ｓ１、Ｓ２が好ましい範囲に制御されているものの、第二昇温工程における５００～６００℃の温度域での酸素ポテンシャルＰ１、及び、脱炭焼鈍工程の均熱工程における二段階焼鈍の観点から、密着性評価は「Ｆ」となった。ただし、発明鋼Ｆ１１、Ｆ２６、Ｆ４１は、冷延後の板厚が０．１９ｍｍであったため、発明鋼Ｆ１、Ｆ６、Ｆ１６、Ｆ２１、Ｆ３１、Ｆ３６の密着性評価「Ｆ」と比較して、良好な評価結果である「Ｇ」が得られた。

以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

１０ 方向性電磁鋼板
１１ 母材鋼板
１３ グラス被膜
１５ 張力付与性絶縁被膜

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０１０～０．２０％
   Ｓｉ：２．５～４．０％
   Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０～０．０７％
   Ｍｎ：０．０１０～０．５０％
   Ｎ：０．０２０％以下
   Ｓ：０．００５～０．０８０％
   Ｓｅ：０～０．０８０％
   Ｓｂ：０～０．５０％
   Ｂｉ：０～０．０２％
   Ｓｎ：０～０．５０％
   Ｃｕ：０～１．０％
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼片を加熱した後に熱間圧延し、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
   前記熱延鋼板を焼鈍して、熱延焼鈍鋼板を得る熱延板焼鈍工程と、
   前記熱延焼鈍鋼板に対し、一回の冷間圧延、又は、中間焼鈍をはさむ複数の冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
   前記冷延鋼板に対して脱炭焼鈍を施して、脱炭焼鈍鋼板を得る脱炭焼鈍工程と、
   前記脱炭焼鈍鋼板に対して焼鈍分離剤を塗布した後に、仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程と、
   仕上げ焼鈍後の鋼板表面に絶縁被膜を形成する絶縁被膜形成工程と、
   を含み、
   前記脱炭焼鈍工程は、
   前記冷延鋼板を、室温から下記式（１）を満足する温度Ｔ１（℃）まで、下記式（２）を満足する昇温速度Ｈ１（℃／秒）で昇温する第一昇温工程と、
   前記温度Ｔ１（℃）に到達した前記冷延鋼板を、一旦、下記式（３）を満足する温度Ｔ２（℃）まで、下記式（４）を満足する冷却速度Ｃ１（℃／秒）で冷却する途中冷却工程と、
   前記冷延鋼板を、前記温度Ｔ２（℃）から昇温する第二昇温工程と、
   昇温後の前記冷延鋼板を焼鈍する均熱工程と、
   を有しており、
   前記第二昇温工程において、５００℃から６００℃までの温度域における昇温速度Ｓ１（℃／秒）が、下記式（５）を満足し、かつ、６００℃から７００℃までの温度域における昇温速度Ｓ２（℃／秒）が、下記式（６）を満足する、方向性電磁鋼板の製造方法。
   ２００ ≦ Ｔ１ ≦ ５００ ・・・式（１）
   １００ ≦ Ｈ１ ≦ ８００ ・・・式（２）
   Ｔ１－１００ ≦ Ｔ２ ≦ Ｔ１－１０ ・・・式（３）
   －４０ ≦ Ｃ１ ＜ ０ ・・・式（４）
   ３００ ≦ Ｓ１ ≦ ９００ ・・・式（５）
   １０００ ≦ Ｓ２ ≦ ３０００ ・・・式（６）
2. 前記脱炭焼鈍工程での前記第二昇温工程において、前記５００℃から６００℃までの温度域における酸素ポテンシャルＰ１が、下記式（７）を満足する、請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
   ０．００００１ ≦ Ｐ１ ≦ ０．５ ・・・式（７）
3. 前記脱炭焼鈍工程での前記均熱工程は、
   ０．１以上１．０以下の酸素ポテンシャルＰ２の雰囲気中、７００℃以上９００℃以下の温度Ｔ３（℃）で１０秒以上１０００秒以下保持する第一均熱工程と、
   当該第一均熱工程に続いて実施され、下記式（８）を満足する酸素ポテンシャルＰ３の雰囲気中、下記式（９）を満足する温度Ｔ４（℃）で、５秒以上５００秒以下保持する第二均熱工程と、を含む、請求項１又は２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
   Ｐ３ ＜ Ｐ２ ・・・式（８）
   Ｔ３＋５０ ≦ Ｔ４ ≦ １０００ ・・・式（９）
4. 前記方向性電磁鋼板の板厚は、０．１７ｍｍ以上０．２２ｍｍ未満である、請求項１～３の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
5. 前記鋼片は、Ｂｉを、０．００１～０．０２０質量％含有する、請求項１～４の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
6. 前記鋼片は、０．００５～０．５００質量％のＳｎ、及び、０．０１～１．００質量％のＣｕの少なくとも何れかを含有する、請求項１～５の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
   

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